книги / Порошковое материаловедение. Ч. 2

271

ELIB.PSTU.RU

опускается вниз по температурной шкале, γ–α-превращение переходит в область более высоких температур.

Исследование изотермических процессов бездиффузионного превращения аустенита спеченной стали [32] показало, что пористость оказывает сильное влияние и на начало мартенситного превращения, смещая его в область повышенных температур (рис. 93).

Ю.Г. Гуревичем с сотрудника- ми экспериментально изучено количественное влияние порис- тости на положение критиче- ской точки M H для сталей раз-

кую зависимость авторы объясняют тем, что общая пористость пропорциональна поверхности пор, с ростом которой уменьшается степень влияния ∆Fупр.

Повышение температуры начала мартенситного превращения с увеличением пористости сопровождается падением твердости мартенсита, свидетельствующем о его самоотпуске в процессе охлаждения за счет повышения точки M H . Рентгеноструктурным анализом установлено, что

при постоянном составе и одинаковых условиях закалки с увеличением пористости уменьшается тетрагональность мартенсита. Так, для литой стали У8 она равна 1,088, а для спеченной с таким же содержанием углерода 1,035 при по-

ристости 7–9 % и 1,022 при 26–28 %.

272

ELIB.PSTU.RU

С увеличением пористости в образцах уменьшается время устойчивости переохлажденного аустенита [32], С-об- разные кривые смещаются влево, а область минимальной устойчивости аустенита наблюдается при более высоких температурах. Общее время его изотермического превращения в перлит уменьшается. Анализ термокинетических диаграмм [32], полученных при непрерывном охлаждении аустенита, свидетельствует о том, что влияние пористости в основном сказывается на понижении устойчивости аустенита: время инкубационного периода уменьшается, а область минимальной устойчивости аустенита переходит в сторону повышенных температур. Смещение вверх кривых начала распада аустенита и повышение температуры его минимальной устойчивости показывают, что и при непрерывном охлаждении спеченных сталей степень переохлаждения с возрастанием пористости уменьшается. Такое влияние ее на устойчивость аустенита и повышение мартенситной точки M H

авторы [32, 33] объясняют тем, что пористый аустенит, обладающий большей поверхностной энергией, термодинамически менее устойчив по сравнению с переохлажденным аустенитом литых сталей. Кроме того, свободная от контактов поверхность пор способствует уменьшению работы образования зародышевых центров кристаллизации и созданию благоприятных условий для их быстрого появления при высоких температурах. При спекании порошковых легированных сталей, полученных из поликомпонентных шихт, процессы гомогенизации полностью не происходят, в результате образуется структура, имеющая ту или иную степень неоднородности и негомогенности твердого раствора. Наличие неоднородности наряду с пористостью делает систему неравновесной, что может сказаться на характере процессов, протекающих при нагреве и охлаждении порошковых сталей.

273

ELIB.PSTU.RU

Влияние степени негомогенности твердого раствора на критическую скорость закалки изучали авторы [34] на стали, полученной путем смешивания порошков и содержащей 2 мас. % Ni 0,5 Мо и 0,9 С. Критическая скорость закалки стали равна 10 ± 1,3 К/с, в то время как для стали того же состава, но полученной из гомогенизированного легированного порошка, – 2,25 ± 0,07 К/с.

Зависимость положения критических точек Ac1, Ac3, Ar1, Ar3 и M H от степени негомогенности раствора на при-

мере высоколегированных хромомолибденовых сталей, содержащих от 10 до 15 легирующих элементов (хрома и молибдена), исследованы нами. Разную степень негомогенности создавали путем спекания сталей при различных температурах и изотермических выдержках. Пористость после спекания была равна 12–14 %. О степени негомогенности судили по разбросу параметров кристаллической решетки α-твердого раствора, определенному по ширине рентгеновской линии (221) (табл. 56) и по наличию участков микронеоднородности хрома и молибдена, снятых на микроанализаторе МАР–2 для стали ЖГр1Х5М10, спеченной при 1373, 1423 и 1473 К. Зависимость критических точек Ac1, Ac3, Ar1, Ar3, M H от

температуры спекания для сталей ЖГр1Х5М5, ЖГр1Х12М2 показана на рис. 94.

Видно, что с увеличением температуры спекания, а следовательно, и гомогенности твердого раствора критические точки Ac1 и Ac3 смещаются в область более высоких темпе-

ратур, а точки Ar1, Ar3 и M H – в область более низких. Такой

характер зависимости связан с тем, что участки микронеоднородности, будучи готовыми центрами кристаллизации, являются наиболее вероятными местами гетерогенности возникновения зародышей новой фазы и создают тем самым благоприятные условия для перлитно-аустенитного и аустенитноперлитного превращений [35], а также для возникновения

274

ELIB.PSTU.RU

Таблица 56

Разброс параметров кристаллической решетки α-твердого раствора в зависимости от времени спекания при 1473 К

Рис. 94. Влияние температуры спекания на положение точек Ac1 (3,

4), Ac3 (1, 2), Ar3 (5, 6), Ar1 (7, 8) и M H (9) для сталей ЖГр1Х5М5 (2, 4, 6, 7, 9) и ЖГр1Х12М2 (1, 3, 5, 8). Скорость нагрева 0,1 К/с, скорость охлаждения 0,5 К/с

275

ELIB.PSTU.RU

зародышей мартенсита при мартенситном превращении [3]. Из работы [36] известно, что если концентрационная неоднородность достигает критической величины в достаточной области пространства, то возможно появление центра новой фазы. Такая неоднородность может быть источником концентрационных напряжений, вызывающих диффузионные потоки внутри продукта распада, вследствие чего рост зародышей новой фазы ускоряется. Влияние времени спекания аналогично влиянию температуры, т.е. при увеличении выдержки критические точки Ac1 и Ac3 смещаются в область

более высоких температур, а точки Ar1, Ar3 и M H понижают-

ся. Поскольку неоднородность твердого раствора создает благоприятные условия для возникновения зародышей новой фазы, она должна существенно влиять и на устойчивость переохлажденного аустенита как при изотермическом распаде, так и при непрерывном охлаждении. Такое исследование проведено в работе [37] на хромомолибденовых сталях ЖГр1Х2М2, ЖГр1Х5М5, ЖГр1Х5М10 и ЖГр1Х12М2, полученных механическим смешиванием компонентов с последующим прессованием при давлении 8·108 Па и спеканием при 1473 К в течение 7,2·103 с. О росте неоднородности твердого раствора по мере повышения содержания легирующих элементов свидетельствует увеличение разброса параметров кристаллической решетки α-твердого раствора (табл. 57). Диаграммы изотермического превращения переохлажденного аустенита представлены на рис. 95.

Видно, что спеченные хромомолибденовые стали, так же как и литые, имеют две области минимальной устойчивости аустенита – перлитную и промежуточную. С увеличением степени легированности область максимальной устойчивости расширяется. Однако, несмотря на высокую степень легированности, распад аустенита в спеченных сталях идет уже на первой минуте изотермической выдержки. В литых

276

ELIB.PSTU.RU

Таблица 57

Параметры кристаллической решетки α-твердого раствора спеченных сталей

Рис. 95. Диаграммы изотермического превращения аустенита ста-

лей ЖГр1Х2М2(а), ЖГр1Х5М5(б) и ЖГр1Х5М10(в). TСП = 1473 К,

время 7,2·103 с

сталях с таким же количеством легирующих элементов превращение аустенита начинается через несколько минут. Подобный характер изотермического распада аустенита спеченных сталей связан как с наличием пористости, так и с неоднородностью твердого раствора, поскольку присутствие в матрице областей микронеоднородности, в которых легче всего возникают зародыши новой фазы, способствует ускорению превращения аустенита.

На рис. 96 представлены диаграммы изотермического превращения аустенита стали ЖГр1Х12М2, полученной дву-

277

ELIB.PSTU.RU

мя разными способами – механическим смешиванием компонентов и науглероживанием при 1193 К в течение 1,8·104 с предварительно спеченной при 1473 К хромомолибденовой композицией ЖХ12М2. Как показали исследования, при выбранной температуре спекания параметр решетки α-твердого раствора стабилизируется, т.е. происходит насыщение этой композиции хромом и молибденом. Об однородности твердого раствора говорят и данные микрорентгеноструктурного анализа. Видно, что аустенит науглероженной стали более высокоустойчив по сравнению с аустенитом стали, полученной механическим смешиванием и имеющей большую неоднородность твердого раствора (см. рис. 96). При спекании безуглеродистой композиции ЖХ12М2 происходит полное растворение легирующих элементов и образуется однородный твердый раствор с равномерным распределением легирующих элементов, в результате чего процессы распада науглероженной композиции ЖХ12М2 идут так же, как и в литой стали аналогичного состава.

аб

Рис. 96. Диаграммы термического превращения аустенита спеченной стали ЖГр1Х12М2, полученной из механической смеси порошков (а) и науглероживанием композиции ЖХ12М2 (б)

278

ELIB.PSTU.RU

В связи с тем, что протекание диффузионных процессов и степень гомогенности твердого раствора определяются в основном температурой спекания, в работе [31] изучено влияние стали ЖГр1Х5М5 на изотермический распад переохлажденного аустенита. Сталь ЖГр1Х5М5 спекали при 1373, 1473, 1553 К в течение 7,2·103 с. Степень неоднородности оценивали по результатам разброса содержания хрома и молибдена в твердом растворе стали, а также параметров кристаллической решетки α-твердого раствора (табл. 58). Выяснено, что характер превращения при изотермическом распаде аустенита стали ЖГр1Х5М5 существенно зависит от температуры спекания (рис. 97). Если у стали, спеченной при 1373 К, первые порции аустенита начинают распадаться в перлитной области через 10 с, то при 1473 К – через 40 с, при 1553 К – через 210 с, т.е. по мере повышения степени гомогенности твердого раствора возрастает инкубационный период распада переохлажденного аустенита, так как области микронеоднородности, а также всевозможные готовые поверхности и участки с повышенной энергией (границы зерен, дисперсные включения, дислокации, дефекты упаковки), являются местами гетерогенного зарождения новой фазы. С увеличением степени гомогенности число таких мест уменьшается, что и приводит к увеличению инкубационного периода распада. С повышением гомогенности твердого раствора происходит расширение температурного интервала

Таблица 58

Зависимость параметров кристаллической решетки α-фазы стали ЖГр1Х5М5 от температуры спекания

279

ELIB.PSTU.RU